The SH-CCT diagram and CGHAZ microstructure of 1 400 MPa grade HSLA steel
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摘要:
采用热模拟和显微金相、显微硬度检测等技术研究了1 400 MPa级低合金超高强钢的奥氏体化相变温度、冷却时间t8/5对其焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响。结果表明，试验钢奥氏体化开始温度Ac1为710 ℃，奥氏体化结束温度Ac3为820 ℃；随着t8/5的增大，热影响区粗晶区的组织由全部为板条马氏体转变为粒状贝氏体+板条马氏体的混合组织，再转变为全部粒状贝氏体组织，最终转变为贝氏体 + 珠光体 + 铁素体组织；随着t8/5的增大，显微硬度从500 HV5逐渐降至250 HV5，而试验钢母材硬度值范围为502～523 HV5，因此在t8/5较大时，即在较大的焊接热输入条件下，1 400 MPa级低合金超高强钢软化现象严重，焊接过程应严格控制焊接热输入。
Abstract:Austenitization temperature of the 1 400 MPa grade HSLA steel was measured by the Formastor-F Ⅱ thermal expansion measurement, and the effects of cooling time from 800 to 500 ℃ (t8/5) on the microstructure and properties of the coarse grained heat affected zone (CGHAZ) of 1 400 MPa low alloy ultra-high strength steel was investigated by using Formastor-FⅡ, optical microscope (OM), Vickers hardness tester. The experimental results indicated that the critical point Ac1 is 710 ℃ and Ac3 is 820 ℃. With the increasing of t8/5, the microstructure of CGHAZ changes from M to B + M, then to B, and finally to B + P + F. With the increasing of t8/5, the hardness gradually decreases from 500 HV5 to 250 HV5, while the hardness value of the base metal ranges from 502 HV5 to 523 HV5. Therefore, under the condition of large welding heat input, the softening phenomenon of the 1 400 MPa grade HSLA steel is serious, and the welding heat input should be strictly controlled in the welding process.
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Keywords:
- HSLA steel /
- CGHAZ /
- cooling time /
- microstructure /
- hardness
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0. 前言
低合金超高强钢强度高、韧性好、成形性能优良，与工程机械行业“三高一大”发展目标契合，势必成为工程机械行业设备轻量化的首选[1 − 3]。
低合金高强钢经历焊接热循环后，热影响区会发生不同程度的软化、脆化和硬化，尤其是热影响区的粗晶区，该区加热温度很高，组织和性能恶化最为严重，往往是焊接的薄弱区[4 − 8]；对于屈服强度1 400 MPa级低合金超高强钢，由于强度更高，焊接接头的软化等问题尤为突出，因此，研究其焊接热影响区连续冷却转变曲线（SH-CCT曲线）及冷却速度对粗晶热影响区（CGHAZ）组织和性能的影响，对合理制定焊接工艺和推进工程机械行业轻量化的发展具有十分重要的意义[9 − 10]。
以工业生产的屈服强度1 400 MPa级低合金超高强钢为研究对象，采用热模拟技术，结合显微金相、显微硬度检测技术，研究其连续冷却转变过程中的组织转变规律和t8/5对CGHAZ组织、性能的影响规律。
1. 试验材料及方法
1.1 试验钢成分及性能
试验钢采用控轧控冷（TMCP）+ 淬火 + 回火的工艺进行生产，钢中加入 Si，Mn，Ni，Mo，Cr 等元素产生固溶强化作用，其中Si，Mn，Mo 元素还可产生相变强化作用；此外，采用Ti，V，Ni微合金化，起到析出强化和细化原奥氏体晶粒的作用，获得良好的强韧性匹配[11 − 12]。
试验钢化学成分为（质量分数，%）：0.23C，0.23Si，0.93Mn，0.38Cr，（Ni + Mo）1.74，（Ti + V + Ni）0.088，Fe余量；原始组织为回火马氏体，如图1所示。
试验钢屈服强度为1 470 MPa，抗拉强度为1 680 MPa，断后伸长率为11%；弯心直径为8倍板厚，弯曲180°未出现裂纹；−40 ℃冲击吸收能量≥36 J。
1.2 试验方法
依据YB/T 5127—2018《钢的临界点测定方法》和YB/T 5128—2018《钢的连续冷却转变曲线图的测定 膨胀法》，采用Formastor-F Ⅱ全自动相变仪对试验钢的临界相变点和SH-CCT图进行测定，热模拟试样尺寸为ϕ3 mm × 10 mm。模拟焊接热循环参数如图2所示。
将热膨胀试样以120 ℃/s的加热速率从室温加热到峰值温度1 320 ℃，峰值温度停留时间为1 s，以100 ℃/s冷却速率降至奥氏体开始转变温度（Ac3），再分别以100，50，20，10，5，2，1，0.5，0.3，0.15，0.1，0.05 ℃/s等系列冷却速率冷却到室温，对应t8/5分别为3，6，15，30，60，150，300，600，1 000，2 000，3 000，6 000 s。
试样在不同冷却过程中发生相变使其体积发生变化，导致热膨胀曲线上出现拐点，采用切线法标定出该拐点所对应的温度，确定不同t8/5冷却时间下所对应的相变温度，绘制试验钢的SH-CCT曲线。
对热模拟试样进行砂纸研磨、机械抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀处理后，采用Olympus GX51型光学显微镜进行显微组织观察，并分析不同冷却速度条件下试样微观组织构成及变化规律，另外，采用HV-5型维氏硬度计进行硬度平均值测试，载荷为49 N，加载时间为10 s。
2. 试验结果与分析
2.1 奥氏体化相变温度
试验钢以200 ℃/h（约0.05 ℃/s）的加热速度从室温加热到峰值温度1 050 ℃，保温10 min，然后再以0.05 ℃/s的速度冷却到室温，根据热膨胀曲线拐点所对应的温度确定其奥氏体化开始温度Ac1为710 ℃，奥氏体化结束温度Ac3为820 ℃，如图3所示。
2.2 模拟CGHAZ微观组织
低合金高强钢的组织转变及构成取决于其化学成分及冷却条件，采用光学显微镜（OM）对经不同t8/5冷却的试验钢热膨胀试样微观组织进行观察和分析。
图4为不同t8/5条件下试验钢HAZ微观组织OM像。由图可知，在不同t8/5条件下，焊接热影响区粗晶区的组织明显不同，经过一次焊接热循环后，试验钢组织完全奥氏体化，原始组织消失，经冷却后转变为马氏体（M）、贝氏体（B）、铁素体(F)、珠光体(P)等组织。
由图4a～4e可知，当t8/5在3～30 s之间时，由于冷却速度较快，超过了马氏体转变临界冷却速度，试验钢CGHAZ室温组织均为典型的板条马氏体组织，但随着t8/5增加，冷却速度降低，板条状马氏体组织逐渐长大，板条状马氏体组织之间的夹角逐渐增加[13]。
由图4f～4j可知，当t8/5继续增大时，CGHAZ室温组织中发现粒状贝氏体，即转变为板条马氏体和粒状贝氏体的混合组织，且随着冷却速度降低，马氏体组织逐渐减少，贝氏体组织逐渐增加，且晶粒尺寸进一步长大，板条状组织形貌逐渐弱化；这是由于随着冷却速度的降低，低温相变组织逐渐减少，中温相变组织逐渐增多，且原奥氏体晶界内亚结构之间发生合并长大，晶界模糊，组织取向愈不明显[14]。
当t8/5增大到300 s时，冷却速度进一步减慢，组织中为100%粒状贝氏体组织；这是因为板条组织的形成通常需要较快冷却速度，但随着t8/5时间增大，较高相变温度停留时间增长，促进合金元素较为充分的扩散和未转变奥氏体的增多，均有利于这粒状贝氏体的形成；粒状贝氏体组织由铁素体基体和其基体上分布的M-A岛组成，M-A岛的形成是由于当冷却速率较小时，组织转变过程中碳有足够的时间由α/γ相变前沿界面向γ内充分扩散，导致残余奥氏体中碳含量升高，最终形成稳定化的富碳奥氏体，随着冷却过程中贝氏体的进一步转变，抑制了富碳奥氏体向贝氏体铁素体转变，而在随后的冷却过程中形成残余奥氏体或M-A岛，呈断续的长条状或颗粒状分布在铁素体基体上。当焊接热影响区中存在大量粒状贝氏体时（M-A岛以长条状或链状分布），长条状或链状的M-A岛周围易产生应力集中成为潜在的起裂源，导致其冲击性能的急剧恶化[15 − 17]。因此，试验钢在焊接过程中，为避免CGHAZ性能的降低，应合理控制其焊接工艺，防止生成大量长条状或链状的M-A岛。
由图4k～4l可知，当t8/5超过2 000 s时，会生成少量的铁素体和珠光体等中温转变产物，CGHAZ组织为贝氏体、铁素体和珠光体的混合组织。
综合杠杆定律和图像分析处理软件，可获得不同t8/5条件下试验钢HAZ粗晶区不同组织的占比，如图5所示。
由图5可知，当t8/5时间在小于60 s时，试验钢组织主要为100%的板条马氏体；而当t8/5时间在60～150 s时，试验钢热影响区组织主要为板条马氏体和粒状贝氏体的混合组织；当t8/5大于150 s，小于2 000 s时，试验钢热影响区组织主要由贝氏体组成；当t8/5大于2 000 s，组织中开始出现少量珠光体 + 铁素体，约占20%左右，其余组织为贝氏体组织约占80%。
2.3 模拟CGHAZ的硬度
对不同t8/5冷却条件下试验钢热模拟试样进行维氏硬度测量，测试部位为试样横截面中心区域；不同t8/5冷却条件下试验钢热影响区粗晶区硬度值如图6所示；图中红线范围内硬度值为试验钢母材经多点测试获得的维氏硬度值，硬度值为502～523 HV5。
由图6可以看出，焊接过程势必会造成焊接接头的软化，而且随着t8/5的增大，热影响区粗晶区的维氏硬度呈现降低趋势。
当t8/5为3～30 s时，组织和硬度值无明显变化，这是因为当冷却速度快时，高温下奥氏体中的碳来不及扩散、聚集，从而以过饱和的形式存在于原奥氏体中，并随之在低温区间发生马氏体相变，在马氏体相变过程中由于发生不均匀切变产生了大量的位错、孪晶及空位，以及合金元素的固溶强化等均导致板条马氏体硬度较高。当t8/5大于30 s后，显微硬度急剧下降，这是因为随冷却速度进一步降低，组织构成由板条贝氏体为主 + 少量粒状贝氏体向粒状贝氏体为主转变，导致硬度明显降低。当t8/5大于1 000 s后，显微硬度稳定在250～300 HV5，远低于母材硬度。焊接过程应尽量采用较小的热输入，以防焊接接头过度软化。
2.4 试验钢SH-CCT曲线
根据所测得的不同冷速下的热膨胀曲线，采用切线法确定各冷却速度下的相变温度起始点及结束点，并标定在对应冷速曲线上，结合各冷却条件的显微组织及维氏硬度，绘制出SH-CCT曲线，如图7所示。
SH-CCT曲线反应了焊接冷却条件下试验钢热影响区粗晶区的组织变化规律。随着冷却速度的降低，试验钢依次发生了M，M + B，B，B + F + P 4种不同类型的组织转变，其中B + P + F区域范围小。从图7可以看出：当t8/5小于30 s时，热影响区粗晶区发生马氏体转变，此时热影响区粗晶区内分布为全马氏体组织。当30 s < t8/5 < 60 s时，开始发生贝氏体转变，组织中为马氏体+贝氏体组织，显微硬度已明显低于母材。当60 s < t8/5 < 2 000 s时，粗晶区发生贝氏体相变，当t8/5超过2 000 s时，发生的是P + F + B混合相变，此时整个热影响区粗晶区以粒状贝氏体组织为主 + 少量的铁素体和珠光体组织。
3. 结论
（1）试验钢奥氏体化开始温度Ac1为710 ℃，奥氏体化结束温度Ac3为820 ℃。
（2）随着t8/5的增大，热影响区粗晶区的组织由全部为板条马氏体转变为粒状贝氏体 + 板条马氏体的混合组织，再转变为全部粒状贝氏体组织，最终转变为贝氏体 + 珠光体 + 铁素体组织。
（3）随着t8/5的增大，显微硬度从500 HV5逐渐降至250 HV5，而试验钢母材硬度范围为502～523 HV5，因此在t8/5较大时，即在较大的焊接热输入条件下，试验钢软化现象严重，焊接过程应严格控制焊接热输入。
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期刊类型引用(1)
1. 王程明，白丽娟，宋月，刘丽君，谷秀锐，李惠敏. 海洋平台用EH36钢的SHCCT曲线测定与分析. 金属热处理. 2025(01): 58-62 . 
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